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Korean Journal of Metals and Materials > Volume 60(6); 2022 > Article
고강도 냉간압조용 중탄소 Cr-Mo 합금강의 고온변형특성 및 동적재결정 거동 평가

Abstract

The hot deformation behavior of medium-carbon Cr-Mo alloy, which has been developed for high strength cold-heading quality wire rod, was investigated to evaluate its hot workability. A flow curve was derived using the hot torsion test, under conditions with temperatures of 1173-1273 K and strain rates of 0.1-1.0 s-1. At lower deformation temperature and higher strain rate, the overall stress of the flow curve increased, and the flow curve showed a three-stage variation related to the offset of dynamic recrystallization and dynamic recovery. First, as the strain increased, the stress also increased due to work hardening, and reached peak stress. After that, the stress decreased due to softening of the dynamic recrystallization. And when the effect of the dynamic recrystallization and the dynamic recovery reached equilibrium, the stress became steady state. In this paper, the constitutive equation of the peak stress was established using a form of a hyperbolic sine function, and here the thermal activation energy for deformation of the specimen was 244.90 kJ/mol. The peak stresses calculated from the constitutive equation were in good agreement with the experimental results. The dynamic-recrystallized grains were observed using electron backscatter diffraction (EBSD). It showed that the volume fraction of dynamic recrystallization increased as the strain increased under hot deformation. Based on the Avrami kinetic equation, a dynamic recrystallization kinetic model was established. The volume fraction of dynamic recrystallization was predicted from the kinetic model, and can be applied at arbitrary deformation temperatures and strain rates.

1. 서 론

자동차 엔진의 왕복 구동 및 회전 부품에는 단순 고정용 볼트가 아닌 커넥팅로드 볼트, 실린더 헤드 볼트 등과 같은 고강도 볼트가 요구되며, 그 수는 약 40여 개에 달한다. 또한 최근 엔진의 고출력 및 경량화 추세에 따라 볼트는 가혹한 조건 하에 극한의 내구성이 요구되고 있으며, 우수한 피로 성능과 높은 체결력을 갖는 고강도 볼트 제조 기술에 대한 지속적인 연구가 필요하다.
유럽과 일본에서는 차량용 체결 부품 볼트를 인장강도 1,600 MPa 수준으로 제조할 수 있는 기술을 보유하고 있으며 이미 양산하고 있다. 국내에서는 열간단조 및 열처리를 통하여 1,600 MPa 내외의 인장강도를 지닌 볼트가 제조되었으나, 가격적 및 환경적 이점을 지닌 냉간단조 공법으로는 아직 그 수준에 미치지 못하고 있다 [1]. 현재 인장강도 1,000 MPa 볼트가 대부분이고 소수 1,200~1,400 MPa 수준의 볼트를 사용하고 있다. 이에 국내에서도 냉간단조법으로 1,600 MPa 수준에 달하는 초고강도 볼트 제조 기술 개발 및 양산화를 위한 연구를 진행하고 있다.
본 연구는 1,600 MPa 수준의 냉간압조용 소재 개발 연구의 일부로, 고온비틀림시험을 통해 중탄소 Cr-Mo 합금강 개발 선재의 고온변형특성을 이해하고 동적재결정 거동을 분석하고자 한다. 냉간압조 공정 이전에 열간가공 단계에서 냉간압조성 향상에 적합한 미세조직을 형성하기 위해 고온변형특성에 대한 이해와 적절한 공정 변수 조합에 의한 제어변형(controlled deformation)이 필요하다. 따라서 공정변수에 따라 변하는 고온변형특성과 동적재결정 거동을 정량적으로 표현하여 최적의 열간가공 조건을 도출해낼 수 있다.
고온비틀림시험은 넥킹과 같은 국부변형이 일어나지 않아 변형률속도를 일정하게 유지할 수 있으며, 순수전단으로 높은 변형률을 인가할 수 있다. 이러한 장점으로 고온비틀림시험은 열간가공성 평가에 가장 유효한 방법이라 할 수 있다 [2]. 고온비틀림시험에서 얻은 실험값으로 유동곡선(flow curve)을 그리고, 구성방정식을 정량화할 수 있다. 또한 고온변형에서 가공경화(work hardening)와 동적재결정(dynamic recrystallization, DRX), 동적회복(dynamic recovery, DRV)은 재료의 특성에 복합적으로 작용하는데, 유동곡선으로부터 동적재결정에 대한 정보를 얻을 수 있다. 각 변형률에서의 동적재결정 분율을 계산하여 임의의 온도와 변형률속도(strain rate)에서의 연화거동을 예측할 수 있다.
따라서 본 연구에서는 고온비틀림시험을 통해 냉간압조용 중탄소 Cr-Mo 합금강의 변형률속도와 변형온도에 따른 유동곡선을 구하고, 구성방정식 정량화 및 동적재결정 거동을 분석하고자 한다.

2. 실험 방법

본 연구에 사용된 중탄소 Cr-Mo 합금강 조성은 표 1과 같다. 냉간압조용 강종은 H기업에서 생산한 Ø8.5 직경의 개발 선재이다. 개발 선재의 Ac1과 Ac3를 변태온도 측정을 위해 고온시차주사열량(differential scanning calorimetry) 분석법을 이용했으며, Ac1과 Ac3은 각각 1053 K와 1083 K이다. 원통형의 비틀림 시편은 압연방향(rolling direction, RD)에 따라 그립부 Ø8.0, 토션부 Ø6.0으로 가공하였다. 고온비틀림시험기는 본 인하대학교에서 보유한 장비로 서보모터와 토크량을 측정하는 토크셀, Au 코팅된 적외선 반사로로 구성되어 있으며, 토크량과 회전수(rpm)에 대한 데이터를 컴퓨터를 통해 수집하였다. 시편은 각각 오스테나이트화 구간 1173, 1223, 1273 K 변형온도에서 5분간 안정화 유지하였으며 이후 0.1, 0.5, 1.0 s-1의 변형률속도(strain rate)로 유효변형률(effective strain) 2.0까지 변형하였다. 변형된 조직을 관찰하기 위해 변형 직후 시편을 수랭시켰다. Fields-Bachofen 방정식과 von Mises 항복 조건을 이용하여 [3] 측정된 토크량(Γ)과 회전수(rpm)를 환산한 각도(θ)를 아래 계산식에 따라 유효응력과 유효변형률로 변환하였다.
(1)
σ=3Γ(3+N+M)2πr3, ε=rθ3L
여기서 r과 L은 각각 토션부의 반지름과 표점 거리(gauge length)이다. NM은 가공경화지수 (strain hardening coefficient)와 변형률속도 민감도 (strain rate sensitivity)이며 아래 수식을 따른다 [4].
(2)
N=(lnΓlnθ)|θ˙, T, M=(lnΓlnθ˙)|θ, T
또한, θ˙T는 비틀림 각의 순간변화율(twist rate)과 변형온도(K)이다.
변형된 미세조직 관찰을 위해 토션부 반지름의 74%에 해당하는 지점을 RD의 수직인 방향(normal direction, ND)으로 방전 가공하여 ND면의 미세조직을 관찰하였다[5]. 후방산란전자 회절패턴(electron backscatter diffraction, EBSD) 분석 기법을 사용하여 FE-SEM으로 변형된 조직을 관찰하였으며, 장착된 EBSD는 EDAX 社의 Velocity Super 모델이고 FE-SEM은 Hitachi 社의 SU5000 모델이다. EBSD 측정 방법은 약 70° 기울여 시편 장입 후 20 kV에서 스텝 사이즈 30 nm로 측정하였으며, TSL 社의 EDAX OIM Analysis 8 소프트웨어로 분석하였다. EBSD 측정을 위해 시편은 폴리싱 후 에탄올에 10% 과염소산을 희석하여 전해연마를 진행하였다 [6].

3. 결과 및 고찰

3.1 고온변형특성

냉간압조용 개발 선재의 응력-변형률 선도를 얻기 위해 앞서 제시한 수식에 따라 계산하였으며 그림 1에 나타냈다. 같은 변형률속도일 때 변형온도가 증가함에 따라 유동응력은 감소하고, 같은 변형온도일 때 변형률속도가 빠를수록 유동응력은 증가한다. 응력선도는 multi peak을 형성하는데 그림 1의 이러한 거동은 불연속 동적재결정(discontinuous dynamic recrystallization, DDRX) 생성과 일치한다 [7].
최대응력(peak stress) 도달까지 응력 상승은 가공경화에 따라 아결정립(subgrain) 생성 부분보다 전위 밀도가 차지하는 비중이 크기 때문이다. 결과적으로, 고온변형에 의한 전위 이동은 상호 전위 이동을 유발하고 유동응력을 가파르게 상승시킨다. DDRX가 생성되는 응력선도에서의 최대응력은 첫 번째 커브에서 설정하였다 [8].

3.2 구성방정식 정량화

열간가공성(hot workability)은 유동응력, 변형률속도, 변형온도, 변형 전 조직, 신율(ductility) 등 여러 공정변수에 의해 결정된다 [9]. 본 연구에서는 온도, 변형률속도, 유동응력 간의 관계를 나타내기 위해 구성방정식으로 정량화하였다. 구성방정식을 통해 공정 변수 간의 관계와 유동응력을 예측할 수 있고, 이는 실제 산업에서 열간 가공조건을 결정하는 데 도움이 된다.
구성방정식 계산을 위해 Arrhenius 형태의 방정식을 사용하며, 재료의 특성과 실험 조건에 따라 멱수 함수(power function), 지수 함수(exponential function), 하이퍼볼릭사인 함수(hyperbolic-sine function) 형태로 표현된다 [10].
(3)
ε˙=Aσn1exp(-Q/RT)    ασ<0.8
(4)
ε˙=Aexp(βσ)exp(-Q/RT)     ασ>1.2
(5)
ε˙=A[sinh(ασ)]n exp(-Q/RT)      for all σ
여기서 ε˙은 변형률속도(s–1)이고, R은 기체 상수로 일반적으로 8.314 J/(mol·K) 값을 가지며, T는 절대온도(K)이다. Q는 변형에 대한 열적 활성화 에너지(thermal activation energy for deformation, kJ/mol), σ는 최대응력(peak stress, MPa)을 의미한다. A, n, n1, β, α는 물질 상수이며, α = β/n1이다.
일반적으로 낮은 응력 또는 고온 구간에서는 멱수 함수가, 높은 응력 및 저온 구간에서는 지수 함수가 적합하게 성립하는 것으로 알려져 있다. 반면, 하이퍼볼릭사인 함수는 임의의 응력 구간과 모든 온도 구간에서 사용할 수 있다 [11]. 본 연구에서는 개발 선재의 구성방정식 정량화를 위해 하이퍼볼릭사인 형태의 Arrhenius 방정식을 채택하였다. Zener C와 Hollomon H의 연구에 따르면 변형률속도 및 온도와 응력의 관계를 Zener-Hollomon parameter인 Z로 표현할 수 있으며 식은 다음과 같다 [12].
(6)
Z=ε˙exp(Q/RT)=A[sinh(ασ)]n
Q가 온도 T와 무관할 때, 식 (3)식 (4)는 각각 다음과 같이 표현할 수 있다 [10].
(7)
ε˙=Bσn1
(8)
ε˙=Cexp(βσ)
여기서 B 와 C는 물질 상수이다. 식 (7)식 (8) 각각 양쪽에 자연로그를 취하고 식을 정리하면 다음과 같다.
(9)
ln(σ)=1/n1 lnε˙-1/n1  lnB
(10)
σ=1/βlnε˙ - 1/βlnC
위의 두 식에 변형률속도와 실험으로부터 얻은 최대응력을 각각 대입하여 직선 형태의 ln(σ)-lnε˙ 그래프와 σ-lnε˙ 그래프를 얻을 수 있다. 그림 2(a)(b)의 기울기를 이용하여 n1 값과 β값을 얻었고, 관계식 α=β/n1을 이용하여 α도 계산하였다. 그 결과, n1=6.102, β=0.0294 MPa-1, α=0.0048 MPa-1이다. 또한, 식 (5)의 양변에 로그를 취하여 정리하면 다음과 같은 식이 만들어진다.
(11)
ln[sinh(ασ)]=1/n(lnε˙-lnA)+(Q/nR)(1/T)
식 (9)를 활용하여 그림 2의 (c)(d)를 나타냈다. 그림 2(c)ln[sinh(ασ)]-lnε˙의 선형관계를 나타내며, 기울기와 y절편을 이용하여 n=4.60, Q=244.90 kJ/mol을 얻었다. 또한, 그림 2(d)도 ln[sinh(ασ)]-T-1의 선형관계를 보이며 y절편인 Q/(nRT)-lnA/n으로부터 A=4.45×109s-1을 얻었다. 표 2에서 개발 선재의 구성방정식 파라미터를 정리하였다.
Xu 등 [10]의 연구에 의하면, SCM435의 구성방정식 파라미터 α=0.00624 MPa-1, n=5.76, Q=308.00 kJ/mol, A=1.95×1012 s-1이며, 한형기와 유연철 [13]은, SCM440의 구성방정식 파라미터 값을 α=0.0109 MPa-1, n=4.86, Q=18.00 kJ/mol로 보고하였다.
구성방정식 파라미터를 식 (6)에 대입하면 아래 식 (12)를 얻을 수 있고, 이항하여 구성방정식을 구할 수 있다(식 (13)). 이를 유동응력(σ)에 대하여 정리하면 식 (14)와 같다.
(12)
Z=ε˙exp(244.90/RT)=4.45×109[sinh(0.0048σ)]4.60
(13)
ε˙=4.45×109 [sinh(0.0048σ)]4.60×exp(244.90/RT)
(14)
σ=207.39ln[(Z/4.45×109)1/4.60+{(Z/4.45×109)2/4.60+1}0.5]
위 구성방정식과 실제값과의 차이를 비교하고 적절한 구성방정식인지 확인하기 위해 실험으로 얻은 최대응력과 구성방정식을 통해 예측한 최대응력을 비교해보았다. 그림 3에서 최대응력 실험값과 예측값을 각각 x, y 축으로 나타내고 비교한 결과, 실험값과 계산 값은 97.4% 정도로 일치하고, 실험값과 예측값이 일치하다고 예상한 적색 직선 그래프에 대한 결정계수(R2) 값은 0.969로 그 잔차가 매우 작다.
따라서 본 절에서 구한 구성방정식은 높은 수준의 정확도를 보이며, 이 구성방정식을 통해 특정 온도와 변형률속도 조건 하에 개발 선재의 최대응력을 예측할 수 있다.

3.3 동적재결정 분율 모델

앞선 응력-변형률 선도를 통해 고온 변형 시 특정 변형률까지 가공경화 및 DRV, DRX가 복합적으로 발생함을 알 수 있다 [14]. 따라서 DRX 분율 모델을 예측하기 위해서는 DRX 시작 지점을 파악하는 것이 매우 중요하다.
본 연구에서는 가공경화율 θ(θ=dσ/dε)-유효응력 선도를 이용해 DRX 시작 지점과 모델을 분석하는 NajafizadehJonas 방법을 이용한다 [15]. 그림 4는 변형률 0.1, 0.5, 1.0 s-1, 변형온도 1173, 1223, 1273 K의 가공경화율-응력 선도이다.
가공경화율-응력 선도는 크게 세 구간으로 구성되어 있는데 각 구간은 고온 변형 중의 미세조직적 변화를 반영하고 있다 [16]. 첫 번째 구간은 가공경화율이 양의 값을 가지며 급격하게 감소한다. 이때 가공경화율의 기울기가 0이 되는 지점(d2σ/2)은 임계응력(σc, critical stress)과 임계변형률(εc, critical strain)로 DRX가 시작되는 지점이다. 두 번째 구간은 가공경화율이 양의 값을 갖지만, 그 값이 급격히 낮아진다. 이 구간은 DRV 및 DRX 기구가 점점 더 미세조직 변화에 지배적이기 때문에 열적 연화(thermal softening)를 발생시킨다. 가공경화율이 0 이 되는 지점에선 최대응력(σp, peak stress)과 최대변형률(εp, peak strain)을 구할 수 있다. 마지막 구간은 가공경화율이 음의 값을 갖는다. 이때 가공경화율이 가장 낮은 지점에서 최대연화속도(maximum softening rate)의 응력(σ*)과 변형률(ε*)을 구할 수 있다. 가공경화율이 다시 0이 되는 지점에서는 정상 상태 응력(σss, steady state stress)을 구할 수 있다. 일반적으로 동적재결정 분율 XDRX은 다양한 변형 조건에서 유동응력(flow stress)의 감소비로 추정할 수 있으며 식 (15)와 같이 계산할 수 있다 [17].
(15)
XDRX=σ-σpσss-σp
또한, Avrami-type 모델을 적용하여 XDRX식 (16)와 같이 계산할 수 있다 [18-20]. 이때 kn은 물질 상수이다.
(16)
XDRX=1-exp[-k{(ε-εc)/ε*}n]
식 (15)식 (16)XDRX을 계산하기 위한 파라미터인 σp, σss, εc, ε*그림 4에 제시된 가공경화율-유효응력 곡선을 통해 구할 수 있다. 식 (15)(16)을 통해 결과적으로 식 (17)을 유도할 수 있다.
(17)
ln[-ln(1-XDRX)]=nln[(ε-εc)/ε*]+lnk
식 (17)의 물질 상수 kn은 회귀 분석을 통해 각 온도 및 변형률에 따라 구할 수 있으며, 그 예로 변형온도 및 변형률속도 950 °C 0.1 s-1에 해당하는 회귀분석 모델을 그림 5에 제시하였다. 이 때의 kn에 대한 표준 오차(standard error)는 각각 0.01838과 0.06427이다. 구한 kn을 다시 식 (16)에 대입하면 Avrami-type 모델을 따르는 XDRX의 Kinetic 모델을 구할 수 있다. Avrami-kinetic 모델에 필요한 각 온도 및 변형률속도에 따른 파라미터는 표 3에 나타내었다.
그림 6은 유효변형률에 따른 Avrami-type XDRX 예측 모델을 도시한 것이다. 그림 6에 따르면 XDRX-유효변형률 선도는 모든 변형률속도, 변형온도에서 전형적인 S자 형태의 커브를 나타낸다. 이것은 XDRX이 동일한 유효변형률에서 Z 값이 감소함에 따라 증가함을 의미한다. 유효변형률이 증가함에 따라 XDRX이 점차 1에 도달하고 이는 개발 선재가 충분한 변형 정도를 거쳐 완전히 재결정화됨을 보여준다 [21].
동일한 유효변형률에서 온도가 높을수록 XDRX은 빠르게 증가하였다. 이러한 거동은 온도가 높을수록 DRX의 활성화를 보여주고 이에 따라 S자 커브의 기울기 역시 더 가파르게 상승하였다. 즉, 변형온도의 상승은 미세조직 내 입계의 이동성을 용이하게 하여 DRX가 발생할 수 있는 핵 성장을 촉진시킨다. 이때 높은 전위밀도로 인한 DDRX의 핵이 다발적으로 생성되는데 XDRX의 가파른 상승은 이 재결정립의 분율이 반영된 것이다 [6].
반면에 변형률속도가 증가함에 따라 XDRX은 감소하였다. 이는 재결정 조직으로 발달하는 시간이 짧아 XDRX가 서서히 증가하기 때문이다. 이에 따라 S자 커브의 기울기는 상대적으로 완만해지고 동적재결정 과정이 지연됨을 의미한다. 즉, 느린 변형률속도는 동적재결정화를 위한 충분한 시간과 동적재결정이 발생할 수 있는 핵이 성장할 충분한 공간을 제공한다 [22].
결과적으로, 식 (16)을 따르는 XDRX의 Kinetic 모델로 특정 온도 및 변형률속도에서 유효변형률에 따른 XDRX을 확인할 수 있으며 이를 토대로 열간 가공 조건을 예측할 수 있다.

3.4 EBSD 미세조직 분석

냉간압조용 개발선재의 DRX 생성 거동을 확인하기 위해 1173 K 변형온도 및 1.0 s-1 변형률속도에서 진행된 시편의 ND면을 EBSD 분석으로 관찰하였다.
그림 7 내 DRX 영역은 GOS(grain orientation spread) mapping을 이용하였으며 방위 각도는 2° 이내 범위에서 고온 변형되지 않은 조직을 표시하였다 [23]. 그림 7에서 보여주는 미세조직은 EBSD 스캔 지정영역 중 일부이며 유효변형률 2까지 진행되는 과정 중 유효변형률 0.5, 1.0, 2.0에 대한 미세조직이다. 변형률이 증가할수록 결정립 크기가 작아지며, 변형률의 증가는 DRX의 구동력인 전위 밀도를 높이는데 이는 고온 변형 동안 결정립의 성장을 방해한다. 뿐만 아니라 변형률이 증가할수록 미세조직 내 녹색 및 황색 영역에 해당하는 DRX가 점점 미세하게 다량으로 분포되는 형상을 확인할 수 있는데, 해당 영역은 적색 영역보다 GOS 각도가 작으므로 먼저 생성된 DRX이다.
유효변형률 2.0까지 미세한 재결정립 분율이 증가하며 특히 유효변형률 0.5에 비해 1.0에서 미세한 재결정립이 많이 발생하였고, 유효변형률 2.0에서 미세한 DRX로부터 기인한 결정립이 조대해지면서 DRX 분율이 증가하였다.
또한 높은 변형온도에서 원자의 확산이 용이해짐에 따라 결정립계 벌징(bulging) 현상이 발생하고 이는 재결정 생성을 촉진하는데 이러한 현상은 DDRX 성장 배경으로 알려져 있다 [24]. DDRX은 변형된 결정립계에 재결정 핵생성 에너지가 저장되면서 생성되고, 기존의 결정립 주위로 새로운 재결정이 성장한다. 이를 재결정립(DRXed grains)이라고 하며 그림 7(a)에서 확인할 수 있다.
그림 8은 유효 변형률 0.5 및 2.0에 따른 방위차 분포를 나타냈다. 변형률이 증가할수록 고경각입계(high angle grain boundaries, HAGBs) 분율이 높아지는데 저경각입계(low angle grain boundaries, LAGBs)가 HAGBs로 변화됨에 따라 분율이 높아지는 것이다. 이러한 현상은 입계의 높은 표면에너지를 반영하며, HAGBs는 고상반응 재결정 핵생성의 위치로써 작용한다.
일반적으로 방위차 2~15° 내 결정립계를 LAGBs, 15° 이상의 결정립계를 HAGBs라고 한다. 그림 8은 유효 변형률 0.5보다 2.0에서 상대적으로 LAGBs의 분율이 낮고 HAGBs의 분율이 높은 결과를 보인다. 이는 낮은 유효변형률에서 DRX 구동력이 불충분하기 때문에 LAGBs 분율이 더 높고, 변형이 진행됨에 따라 재결정 핵생성이 활발해지며 HAGBs 분율이 점점 증가하기 때문이다.
유효변형률 0.5와 2.0에서의 LAGBs 분율이 극명히 차이가 나지 않는 이유는 유효변형률 2.0에서 재결정이 완전히 끝나지 않고 여전히 진행중이기 때문이다. 그림 6(c)에서 1173 K, 1.0 s-1의 Avrami-type XDRX 예측 모델에 따르면, 유효변형률 2.0에서의 재결정립의 분율은 약 0.6으로 재결정이 완전히 이루어지지 않았음을 보여준다. 재결정이 진행되면서 LAGBs 영역의 결정립의 방위차가 증가할 뿐만 아니라 HAGBs 영역 내 일부 결정립도 방위차가 같이 증가하기 때문에 LAGBs 분율이 극명히 차이가 나지 않았다. 따라서 본 연구에 사용된 냉간압조용 선재는 DRX가 진행됨에 따라 HAGBs 범위의 높은 방위차 분율이 증가하는 변화를 제시한다 [25].

4. 결 론

본 연구에서는 냉간압조용 중탄소 Cr-Mo 합금강개발 선재의 열간 가공 조건을 알아보기 위하여 고온비틀림시험을 진행하였다. 각 변형온도 및 변형률 속도에 의존한 구성방정식을 정량화하였으며, 동적재결정 분율 거동을 모델링하여 다음과 같은 결론을 얻을 수 있었다.
(1) 고온비틀림시험을 통해 개발 선재의 응력-변형률 선도 내에 multi peak가 발생하고 이에 따라 동적재결정이 생성 및 성장한다.
(2) 냉간압조용 중탄소 Cr-Mo 합금강 개발 선재의 변형에 대한 열적 활성화 에너지는 244.90 kJ/mol이고, 유동응력에 대한 구성방정식은 아래와 같다.
ε˙=4.45×109[sinh(0.0048σ)]4.60 exp(-244.90/RT)
(3) 동적재결정이 시작하는 임계 조건은 가공경화율-유효응력 선도를 통해 분석할 수 있다. 또한, 각 온도 및 변형률속도에 따른 Avrami-type Kinetic 모델을 통해 개발 선재의 동적 재결정 분율을 예측 모델링할 수 있다.
(4) EBSD 미세조직 관찰을 통해 응력선도에서 나타난 multi peak는 불연속 동적재결정의 메커니즘으로 규명된다. 또한, 고온변형에 의해 기존에 존재한 결정립 주위로 새로운 재결정립이 생성되는데 이는 불연속 동적재결정의 특징이다.

Acknowledgments

이 연구는 2021년도 산업통상자원부 및 산업기술평가관리원(KEIT) 연구비 지원에 의한 연구임(20012956).

Fig. 1.
Effective stress(σ) - strain(ε) curves for CHQ wire at strain rates of (a) 0.1, (b) 0.5 and (c) 1.0 s-1.
kjmm-2022-60-6-423f1.jpg
Fig. 2.
Relationships between (a) ln(σ)-lnε˙, (b) σ-lnε˙, (c) ln[sinh(ασ)]-lnε˙ and (d) ln[sinh(ασ)]-T-1
kjmm-2022-60-6-423f2.jpg
Fig. 3.
Comparison of calculated and experimental peak stress values.
kjmm-2022-60-6-423f3.jpg
Fig. 4.
Work hardening rate(θ)-Effective stress(σ) curves fitted by adjacent averaging at strain rates of (a) 0.1, (b) 0.5 and (c) 1 s-1 at 1173, 1223 and 1273 K.
kjmm-2022-60-6-423f4.jpg
Fig. 5.
The linear regression analysis of Ln[-Ln(1-XDRX)] and Ln[(ε-εc/ε*)]at 1223 K at strain rate of 0.1 s-1.
kjmm-2022-60-6-423f5.jpg
Fig. 6.
Volume fractions of DRXed grains at strain rates of (a) 0.1, (b) 0.5 and (c) 1.0 s-1.
kjmm-2022-60-6-423f6.jpg
Fig. 7.
ND-plane microstructure of CHQ wire deformed at 1173 K, a strain rate of 1.0 s-1 and strains of (a) 0.5, (b) 1.0 and (c) 2.0.
kjmm-2022-60-6-423f7.jpg
Fig. 8.
Misorientation distributions of CHQ wire deformed to a strain of (a) 0.5, (b) 2.0 at 1173 K and a strain rate of 1.0 s-1
kjmm-2022-60-6-423f8.jpg
Table 1.
Chemical composition of CHQ wire.
C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu Etc.
0.36 0.06 0.42 0.015 0.005 1.30 0.02 0.68 0.07 Ti, Nb, V, B
Table 2.
Parameters of the constitutive equation for CHQ wire.
α (Mpa-1) n Q (kJ ⁄mol) A (s-1)
0.0048 4.60 244.90 4.45×109
Table 3.
DRX parameters.
Strain rate (s-1) Temperature (K) σp (MPa) σc (MPa) εc ε σss (MPa) k n
0.1 1173 212.0 204.5 0.196 1.764 202.0 2.04 2.42
1223 161.1 153.7 0.110 0.984 154.1 0.27 3.12
1273 137.5 130.9 0.093 0.416 122.2 0.21 0.83
0.5 1173 250.3 245.6 0.213 1.639 235.9 0.63 1.88
1223 209.7 201.3 0.189 1.344 195.8 0.49 2.80
1273 188.6 182.7 0.133 1.259 174.5 1.09 1.88
1.0 1173 288.3 283.4 0.508 1.037 245.2 0.69 1.31
1223 242.8 234.9 0.280 0.990 222.7 0.39 1.85
1273 223.3 218.7 0.166 1.221 208.9 0.87 1.89

REFERENCES

1. Q. S. Li, M. C. Kim, Y. M. Choi, Y. S. Kim, Y. H. Son, and M. S. Joun, In: Proc. Kor. Soc. Tech. Plast. Spring Conf; 87–91, Kor. Soc. Tech. Plast, Seoul, Korea (2010).

2. H. K. Han, B. L. Jang, and Y. C. Yoo, In: Proc. Kor. Soc. Tech. Plast. Fall Conf; 118–122, Kor. Soc. Tech. Plast, Seoul, Korea (2002).

3. D.S. Fields and W. A. Bachofen, In: Proc. Am. Soc. Test. Mater; 1259–1272, Am. Soc. Test. Mater, Philadel-phia, USA (1957).

4. S. L. Semiatin, G. D. Lahoti, and J. J. Jonas, ASM Met. Handbook, Vol. 8, 9th ed. pp. 154–184, Am. Soc. Met. Met. Park, Ohio (1985).

5. L. Sun, K. Muszka, B. P. Wynne, and E. J. Palmiere, Mater. Sci. Eng. A. 568, 160 (2013).
crossref
6. S. W. Kim, H. W. Son, T. K. Jung, Y. B. Chun, Y. H. Park, J. W. Lee, and S. K. Hyun, Met. Mater. Int. 25, 888 (2019).
crossref pdf
7. K. Huang and R. E. Logé, Mater. Des. 111, 548 (2016).
crossref
8. J. Zhang, H. Guo, and H Liang, High Temp. Mater. Processes. 35(10):1021 (2016).
crossref
9. S. H. Cho and Y. C. Yoo, Bull. Kor. Inst. Met. Maters. 10(3):247 (1997).

10. D. Xu, M. Zhu, Z. Tang, and C. Sun, J. Wuhan Univ. Technol. Mater. 28(4):819 (2013).
crossref pdf
11. Y. P. Kwon, MA. Thesis. 24Korea Maritime & Ocean University, Busan (2001).

12. C. Zener and J. H. Hollomon, J. Appl. Phys. 15(1):22 (1944).
crossref
13. H. K. Han and Y. C. Yoo, Trans. Mater. Process. 10(1):35 (2001).

14. D. G. He, Y. C. Lin, J. Chen, D. D. Chen, J. Huang, Y. Tang, and M. S. Chen, Mater. Des. 154, 51 (2018).
crossref
15. A. Najafizadeh and J. J. Jonas, ISIJ Int. 46(11):1679 (2006).
crossref
16. L. Li, Y. Wang, H. Li, W. Jiang, T. Wang, C. C. Zhang, F. Wang, and H. Garmestani, Comput. Mater. Sci. 166, 221 (2019).

17. C. A. C. Imbert and H. J. McQueen, Mater. Sci. Eng. A. 313(1-2):88 (2001).
crossref
18. G. Quan, K. Zhang, C. An, H. Qiu, and Y. Xia, Comput. Mater. Sci. 149, 73 (2018).
crossref
19. Y. C. Lin and M. S. Chen, J. Mater. Process. Technol. 209(9):4578 (2009).
crossref
20. G. Z. Quan, G. C. Luo, J. T. Liang, D. S. Wu, A. Mao, and Q. Liu, Comput. Mater. Sci. 97, 136 (2015).
crossref
21. A. Dehghan-Manshadi, M. R. Barnett, and P. D. Hodgson, Metall. Mater. Trans. 39(6):1359 (2008).
crossref pdf
22. M. S. Chen, Y. C. Lin, K. K. Li, and Y. Zhou, Comput. Mater. Sci. 122, 150 (2016).
crossref
23. R. Kapoor, G. B. Reddy, and A. Sarkar, Mater. Sci. Eng. A. 718, 104 (2018).
crossref
24. W. Zhang, B. Zhu, S. Wu, and S. Tao, Front. Mater. 8, 237 (2021).

25. P. Peng, K. Zhang, J. She, A. Tang, and J. Zhang, J. Alloys Compd. 861, 157958 (2021).
crossref
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